Бондаренко. Брянский государственный технический университет
 Скачать 7.13 Mb.
|
ПРИ СВАРКЕВведение в сталь легирующих элементов (ЛЭ) меняет ее свойства и в значительной мере влияет на условия сварки и свойства сварного соединения. Это связано с влиянием: – на свойства основных фаз стали (Fe–С); – положение критических температур и концентраций; – характер протекания процессов при нагреве и охлаждении; – структурные превращения. С основой стали – железом – ЛЭ дают растворы замещения. Как правило, они повышают В, снижают и KCV. Исключение составляют Mn и Ni, содержание которых в определенных количествах повышает KCV стали. Взаимодействие ЛЭ с углеродом более сложно. С одной стороны, они способны либо непосредственно образовывать карбиды, либо заменять часть атомов железа в его карбиде (Fe3C). С другой стороны, образуя растворы замещения и заменяя в кристаллической решетке часть атомов железа, разные ЛЭ по-разному изменяют энергетические условия взаимодействия с решеткой и кинетику полиморфных превращений. Чем выше активность химических элементов как карбидообразователей, тем больше устойчивость образовавшихся карбидов. Введенные в сталь ЛЭ распределяются между твердым раствором и карбидами в зависимости от степени сродства элемента к углероду. По степени увеличения химического сродства элемента к углероду ЛЭ располагаются по порядку: Mn, Cr, W, Mo, V, Nb, Ti, т. е. Ti, Nb и Vдают наиболее устойчивые карбиды. Степень химического сродства к углероду определяет распределение элементов между ферритом и карбидами (рис. 2). Это позволяет регулировать количество карбидов в стали и степень упрочнения твердого раствора. В зависимости от строения кристаллической решетки различают две группы карбидов: I группа – Ме3С; Ме23С6, Ме7С3, Ме6С; II группа – MeC, Ме2С.
Большинство ЛЭ уменьшают растворимость углерода в аустените при всех температурах, что влияет на температуру Ас1 и содержание углерода в эвтектоиде (рис. 3, 4). ЛЭ растворяются в железе и влияют на температурный интервал существования – или –железа и сдвигают по температурной шкале точки А3 и А4.
По влиянию на температуры А3 и А4 ЛЭ можно разделить на 2 группы. В первую группу входят Ni, Mn, С, N и др., которые понижают температуру А3, повышают температуру А4 и способствуют расширению области существования ГЦК-решетки железа (рис. 5). Такие сплавы называют аустенитными сталями. Таким образом, аустенитом называют не только твердый раствор углерода в Fe, но и любые твердые растворы на основе Fe.  Рис. 5. Схема диаграмм состояний "железо–легирующий элемент" Во вторую группу входят Cг, Mo, W, V, Si, Ti и др., которые повышают температуру А3, понижают А4 и способствуют расширению области существования Fe. Однофазные сплавы с ОЦК-решеткой, устойчивой вплоть до Тс, называются ферритными сталями. Таким образом, ферритом называют не только твердый раствор углерода в Fe, но и любые твердые растворы на основе Fe. 3.1. Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при нагреве Это влияние связано с изменением температуры растворения карбидов, скорости диффузии углерода и ЛЭ в феррите, со склонностью к росту зерна, положением критических температур и содержанием углерода в эвтектике. Карбиды ЛЭ имеют более высокую температуру растворения, чем цементит (Fe3C):
Процесс растворения карбидов при нагреве носит диффузионный характер и зависит от температуры, их количества и степени коагуляции, поскольку в этом случае приобретает значение время перехода карбидов в раствор, которое увеличивается с увеличением карбидной фазы и размеров карбидных включений. Диффузионный характер растворения и высокая Тпл карбидов приводят к тому, что большинство ЛЭ повышают температуру Ас1 (рис. 3). Исключение составляют Mn и Ni, которые снижают температуру растворения цементита (П = Ф+Ц), и превращения происходят при более низких температурах. Практически все ЛЭ, кроме Mn, понижают склонность к росту зерна при нагреве. Карбидообразующие элементы, особенно дающие труднорастворимые карбиды, препятствуют движению границ зерен (росту зерна), Mn увеличивает склонность стали к росту зерна, a Ni и S влияют незначительно, то есть у разных сталей в зоне Тmax величина выросшего зерна будет различной, и при наличии даже небольшого количества карбидов сохраняется мелкозернистая структура. Гомогенизация аустенита, образующегося при превращении перлита, определяется диффузией С и ЛЭ. Большинство ЛЭ уменьшает скорость диффузии С в растворе (рис. 6). Это приводит к увеличению температуры гомогенизации аустенита для легированных сталей. Гомогенизация аустенита по углероду идет значительно быстрее, чем по ЛЭ (рис. 7).
Повышенная устойчивость карбидов ЛЭ против коагуляции при нагреве до Ас1 обусловливает и меньшую зону разупрочнения при сварке легированных сталей, чем нелегированных. Но в зонах, нагретых до 450 °С, при наличии V и Ti возможно выделение упрочняющих фаз и повышение твердости. 3.2. Влияние легирующих элементов на превращения аустенита при охлаждении Углерод и большинство ЛЭ увеличивают устойчивость аустенита и уменьшают скорость его превращения. Поэтому легированный аустенит распадается при более низкой температуре. На диаграмме изотермического распада аустенита это выражается в сдвиге вправо от вертикальной оси С-образной кривой. В условиях непрерывного охлаждения увеличение инкубационного периода приводит к уменьшению критической скорости охлаждения Wкр при закалке. В некоторых высоколегированных сталях Wкр уменьшается настолько, что даже медленное охлаждение не позволяет получить распада аустенита на ферритно-перлитную смесь или бейнит, и аустенит переохлаждается без распада до Т мартенситного превращения или даже до комнатной Т, что характерно для аустенитных и мартенситных сталей. Основные ЛЭ снижают температуры Мн и Мк и способствуют увеличению в сталях количества остаточного аустенита (рис. 8). При охлаждении фазовые изменения вызываются полиморфными превращениями. При этом могут происходить два типа превращений: диффузионное и бездиффузионное (мартенситное). Движущей силой превращений является разность свободных энергий исходной и образующихся фаз.  Рис. 8. Влияние легирующих элементов на температуру мартенситного превращения (а) и количество аустенита (б) Превращение аустенита при температурах Ar1 – 550 °С называется перлитным, а в интервале 550 °С – Мн – промежуточным. Дисперсность перлитных структур оценивается межпластиночным расстоянием (МР), за которое принимают среднюю суммарную толщину соседних пластинок феррита (Ф) и цементита (Ц). Если превращения происходят при Т > 670 °С, образуется сравнительно грубая смесь кристаллитов Ф+Ц с МР = (5...7)10-7 м. Такую смесь называют перлитом (П). Превращения при Т = 640...590 °С дает МР = (3...4)10-7 м. Такую перлитную структуру называют сорбитом (С). При Т = 580...550 °С МР = (1...2)10-7 м. Такую структуру называют трооститом (Т). При перлитном превращении полиморфный переход сопровождается диффузионным перераспределением углерода. Мартенситное превращение интенсивно протекает при непрерывном охлаждении стали со скоростью, WWкр, в интервале Мн–Мк. В этом случае происходит перестройка кристаллической решетки , а углерод не успевает перераспределиться и образуется мартенсит (М) – неравновесная фаза – пересыщенный твердый раствор углерода в Fe. По мере образования М аустенита становится меньше, и он подвергается большему всестороннему сжатию, так как М имеет больший объем (А – 0,1275 см3/г, М – 0,1310 см3/г). Это препятствует дальнейшему превращению и при некоторой Т в оставшемся сжатом аустените прекращается образование игл мартенсита. Эта температура обозначается как Мк. Легирующие элементы не влияют на кинетику мартенситного превращения. Их влияние сказывается исключительно на величине Мн, Мк и количестве остаточного аустенита (рис. 8). 3.3. Влияние легирующих элементов на структурные превращения при сварке Основными структурными превращениями в процессе нагрева и охлаждения являются: – образование границ зерен; – выравнивание границ зерен и их рост; – перераспределение химических элементов; – перераспределение и изменение плотности дефектов кристал-лической решетки. Образование границ зерен является завершающим этапом процесса кристаллизации сварочной ванны. Границы образуются непосредственно при срастании первичных кристаллов, искажении их решеток. Зоны срастания выявляются как обогащенные примесями ликвационные участки, имеющие отличное от центральных участков кристаллитов травление. Эффект травления границ связан со скоплением примесей в результате сегрегации в зонах с искаженной решеткой. В процессе охлаждения положение границ зерен, как правило, изменяется в результате их миграции или полиморфных превращений. Рост зерен связан со стремлением системы к более равновесному состоянию с меньшей свободной энергией. Последнее достигается за счет уменьшения суммарной поверхности зерен в результате выравнивания волнистых участков на границах и уменьшения количества зерен, т. е. увеличения их размеров (рис. 9).
Существенное торможение движущихся границ наблюдается и при наличии нерастворимых примесей (карбиды, неметаллические включения). При приближении границ к частицам между ними возникают силы притяжения, в результате чего радиус кривизны изменяет свое направление (рис. 9). Это уменьшает общую движущуюся силу границы и скорость ее миграции, т. е. все легированные стали менее склонны к росту зерна, а температура рекристаллизации их выше, чем у обычных углеродистых сталей. Перераспределение примесей наблюдается в период их пребывания в температурных областях, когда заметна диффузионная подвижность этих элементов. При этом возможны два противоположных процесса: выравнивание концентрации элементов по объему – гомогенизация или их накопление на отдельных границах зерен, скоплениях дефектов решетки и структурных составляющих – сегрегация. Для двухкомпонентных сплавов движущей силой выравнивающей диффузии является градиент концентрации, а её скорость пропорциональна коэффициенту диффузии растворенного элемента и возрастает с его увеличением, а также временем пребывания при высоких Т. В многокомпонентных системах, какими являются стали и сплавы, движущая сила диффузионного перераспределения элементов не градиент концентрации, а градиент его химического потенциала. Последний определяет изменения свободной энергии локального объема твердого раствора или фазы данного состава при добавлении одного моля диффундирующего элемента. Диффузия ЛЭ идет от зон, где его активность выше, в зоны, где его активность ниже. Например, диффузия углерода при сварке разнородных сталей. В этом случае возможна так называемая восходящая диффузия, при которой поток элемента направлен против градиента концентраций, т. е. в сторону его увеличения. Сегрегация обусловлена перераспределением ЛЭ между объемом зерна и их границами. В реальных условиях нагрева или охлаждения действительная сегрегация на границах начинает развиваться при Т > Тд – температуры заметной диффузионной подвижности растворенного элемента. Так, при нагреве участка ЗТВ около линии сплавления выше Тс происходит оплавление приграничных участков зерен. Если растворенный ЛЭ понижает Тпл сплава, то сегрегация его на границах приводит к более раннему расплавлению приграничных участков. При этом границы зерен как поверхности раздела исчезают. Появление жидкой фазы приводит к появлению ликвационного механизма перераспределения ЛЭ между твердым телом зерна и оплавлением приграничными участками. Перераспределение дефектов кристаллической решётки происходит в процессе нагрева. В металле, находящемся в неравновесном состоянии после быстрого охлаждения с высоких Т (сварка, закалка) или холодной пластической деформации (основной металл), наблюдается высокая плотность дефектов кристаллического строения решетки (вакансий, дислокаций, межузельных атомов и др.). Это приводит к повышению прочности и изменению некоторых физических свойств, например к увеличению электрического сопротивления. При нагреве такого металла до Тв 0,2Тпл в нем развиваются процессы возврата. Первая его стадия, протекающая без изменения ячеистой структуры, называется отдыхом, вторая – связанная с формированием и миграцией малоугловых границ – полигонизацией. При отдыхе вакансии мигрируют к дислокациям, границам зерен и внешним поверхностям и там аннигилируют. Межузельные атомы аннигилируют на краевых дислокациях и при встрече с вакансиями. Скорость отдыха зависит от температуры и энергии активации самодиффузии. Другими процессами при отдыхе является частичная перегруппировка дислокаций и аннигиляция дислокаций разного знака. Результатом отдыха является восстановление электросопротивления, снижение внутренних микронапряжений и т. п. Полигонизация – стадия возврата, при которой в пределах каждого кристалла образуются новые малоугловые границы путем скольжения и переползания дислокаций. Полигонизация холоднодеформированного металла приводит к уменьшению НВ, в, т. Процесс развивается при Т > Тотдыха. 3.4. Влияние легирующих элементов на физические свойства сталей Легирующие элементы, вводимые в сталь, существенно изменяют физические свойства и свариваемость сталей (табл. 2). Таблица 2 Физические свойства сталей
Это влияние сказывается и на критической температуре хрупкости металла Ткр – минимальное значение температуры, при которой излом образца на ударный изгиб содержит не более 50 % кристаллического излома или не менее 50 % волокнистого (табл. 3). Ткр большинства сталей значительно выше комнатной и зависит от наличия ЛЭ. В процессе нагрева и охлаждения стали переходят из хрупкого в пластичное состояние и наоборот, что следует учитывать при сварке. Таблица 3 Смещение критической температуры хрупкости Ткр (15) при увеличении содержания легирующего элемента на 0,1 %
Практически все ЛЭ ухудшают свариваемость сталей, что находит выражение, например, в том, что для низколегированных сталей в показателе эквивалентного углерода Сэ суммируется количество ЛЭ  ,где символы различных элементов означают содержание его в процентах. Однако использование такой формулы имеет свои недостатки, связанные с недоучетом ряда фактов. По сравнению со Ст3 легированные стали имеют повышенный коэффициент линейного расширения (в 1,5 раза) и электросопротивление (в 2...8 раз), пониженный коэффициент теплопроводности (в 2...3 раза) и меньшую Тпл (– на 100 С). Удельная теплоёмкость легированных сталей также выше на 15...20 % по сравнению со сталями перлитного класса. | ||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||||
